Стали для цементации

Требования к цементованным деталям предполагают наличие после термической обработки твердого и прочного поверхностного слоя, стойкого против износа и продавливания, а также наличие достаточно прочной и вязкой сердцевины. Для этих целей применяют стали с содержанием углерода 0,1—0,2%. В последние годы для тяжелонагруженных деталей тенденцией является применение сталей с повышенным содержанием углерода (0,25—0,3%), однако все же оптимальным следует считать содержание 0,18—0,22% С.

При выборе марки стали для цементации необходимо учитывать конкретные условия работы детали. Существует ряд уже известных положений к выбору: 1) сталь не должна содержать большое количество карбидообразующих элементов, так как в этом случае она обладает склонностью к большому пересыщению углеродом с образованием карбидов; 2) сталь не должна обладать большой прокаливаемостью; 3) легирование не должно приводить к большому количеству остаточного аустенита в слое после термообработки; 4) условный предел текучести сто,2 сердцевины должен быть достаточно высок во избежание пластической деформации сердцевины и продавливания слоя при эксплуатации. Металлургические факторы также в значительной степени влияют на работоспособность цементованных изделий, поэтому сталь должна быть очищена от вредных примесей и неметаллических включений, в ней должна отсутствовать полосчатость, она должна иметь хорошую обрабатываемость, малую склонность к короблению и деформации и т. д.

Можно назвать семь групп сталей, которые применяются для цементации.

I группа—углеродистые стали марок 08, 10, 15, 20, автоматные стали А12, А15, А20, а для неответственных деталей—стали обычного качества: ст.1 —ст.5. Из названных марок изготавливаются малонагруженные детали несложной конфигурации (σ_0,2=180—260 МПа — сердцевина, 50— 55 HRC—поверхность после цементации и закалки в воду).

II группа—хромистые стали марок 15Х, 20Х, 20Х3—применяются для средненалруженных деталей (σ_0,2= 500— 600 МПа, а_н = 60—70 Дж/см², 55—58 HRC). Несмотря на высокий уровень механических свойств, сталь 20Х3 обладает рядом недостатков: повышенной хрупкостью и короблением, склонностью к повышенному количеству остаточного аустенита в слое, склонностью к образованию шлифовочных трещин.

III группа—никелевые стали типа 13Н2А, 15Н5А и другие не нашли промышленного применения, хотя обладают хорошим сочетанием пластических и прочностных свойств сердцевины и поверхности.

IV группа — хромоникелевые стали типа 15ХН, 12ХНЗА, 20Х2Н4А применяются для средне- и тяжелонагруженных деталей, имеют хорошие сочетания свойств поверхности и сердцевины (σ_0,2= 600—1100 МПа, а_н=70—120 Дж/см², 58—60 HRC), однако вследствие склонности к образованию больших количеств остаточного аустенита имеют достаточно сложный режим термической обработки.

V группа—стали типа 18Х2Н4ВА, 18Х2Н4МА, 12Х2НЗМ, обладающие наиболее высоким комплексом свойств (σ_0,2 =1000—1100 МПа, а_н=90—120Дж/см², 57—61 HRC). Применяются для ответственных тяжелонагруженных изделий (коленчатые валы, шестерни, валы турбин и т. д.).

VI группа сталей наиболее обширна по номенклатуре и широко применяется. Это в основном экономно легированные стали, не имеющие в своем составе больших количеств дефицитного никеля. К этой группе относятся стали 25— ЗОХГТ, 25—ЗОХГМ, 20—ЗОХГР, 20ХГНР, 15—20Х2ГНТРА, 14ХГСН2МА и др. Все они применяются для средне- и высоконагруженных изделий и обладают достаточно высоким комплексом механических свойств (σ_0,2= 800—1200 Мпа, а_н= 60—100 Дж/см², 58—62 HRC).

VII группа составляет высоколегированные стали (с хромом, никелем и другими элементами). Это теплоустойчивые, жаропрочные, коррозионно-стойкие и т. д. стали специального назначения, подвергающиеся цементации для упрочнения поверхности. Сюда же можно отнести и ряд инструментальных сталей, также подвергающихся иногда поверхностному науглероживанию.

§ 3. Влияние времени, температуры и легирующих элементов в стали на результаты цементации

Скорость процесса цементации в основном определяется скоростью диффузии углерода в γ-твердом растворе.

Распределение углерода по глубине слоя в пределах однофазной области достаточно хорошо описывается уравнениями (23), (24) с соответствующим средним коэффициентом диффузии углерода. Для легированного g — Fe концентра­ционная зависимость коэффициента диффузии выражается уравнением

D_c^g = (0,07 + 0,06 % С (exp - 134/RT), (29)

где Q= 134 кДж/моль—энергия активации диффузии углерода.

Среднее значение коэффициента диффузии, обычно удовлетворительно описывающее в расчетах экспериментальные данные, соответствует для 925°—1,3—1,5·10^-7 см/с, для 1000°—3•10^-7 см/с.

Как следует из уравнения (29), концентрация самого углерода интенсивно влияет на коэффициент диффузии, что в основном связывают с увеличением искажений кристаллической решетки, возникновением вследствие этого поля напряжений, под воздействием которого ускоряются частоты перескоков атомов.

В феноменологической теории диффузии известно полученное Даркеном выражение, связывающее коэффициент диффузии элемента для растворов, близких к идеальным, с термодинамической активностью этого элемента в данном твердом растворе

D_i=kTB_i(1+ ), (30)

где k — постоянная Больцмана; В_i — подвижность, являющаяся функцией состава при постоянной температуре, γ_i — коэффициент активности (γ_i = 1 для идеального раствора, тогда a_i = N); N—атомная доля элемента в растворе.

Выражение (30), указывающее на связь коэффициента диффузии с термодинамическими параметрами твердого раствора, может применяться для получения зависимости коэффициента диффузии углерода от типа и величины легирования твердого раствора.

Коэффициенты активности углерода в γ-Fe под воздействием легирующих элементов изучены достаточно подробно. В частности, Шварцманом для 950° дается следующая зависимость для относительного коэффициента активности;

(31)

Для примера на рис. 10 при температуре 1000° дана зависимость коэффициента диффузии углерода (при различном его содержании: 0,2, 0,4 и 0,7%) от относительного коэффициента активности углерода в сплаве:

Достаточно удовлетворительная линеаризация результатов находится в предел ;

Рис.10.Зависимость коэффициента диффузии углерода от коэффициента активности его в при 1000°С.

этот интервал приходится на низко- и среднелегированный аустенит, т. е. охватывает основные составы цементуемых марок сталей. При значительном снижении термодинамической активности углерода (f_C < 0,7) под влиянием больших количеств марганца хрома и пр. значения коэффициента существенно изменяются,что указывает на смену механизма под влиянием кинетических факторов(B_i в уравнении 30).

Таким образом, под влиянием легирующих карбидообразующих элементов, как указывает анализ выражения (31), коэффициент диффузии углерода снижается, Si, Ni и Al должны его повышать.

При комплексном легировании влияние может быть достаточно сложным, но при f_C = 1 коэффициент диффузии углерода должен соответствовать нелегированному сплаву.

Однако не только коэффициент диффузии определяет скорость процесса цементации, важен ещё и градиент концентрации углерода (см. (23), (24)), при котором протекает диффузия. Как указывалось в гл. 1, предельную концентрацию углерода отражает равновесный потенциал взаимодействия компонентов газовой фазы с поверхностью стали. При этом один и тот же состав газовой фазы при различных значениях термодинамической активности углерода в твердом растворе может дать отличные значения равновесного потенциала. Анализ показывает, что элементы, снижающие термодинамическую активность углерода—W, Мо, Mn, V, Ti, Cr (см. уравнение (31)), повышают равновесную концентрацию углерода на поверхности, Si, Ni, Al действуют наоборот.

Таким образом, мы приходим к выводу о двояком влиянии легирующих элементов на процесс цементации в пределах -твердого раствора. Карбидообразующие элементы, снижая , повышают градиент потенциала по углероду.Отсюдатрудно оценить правильность имеющихся в литературе данных о влиянии легирующих элементов на результаты цементации, тем более что они получены в твердом карбюризаторе, где не контролируется поверхностное содержание углерода.

В этом смысле цементация в эндотермической контролируемой атмосфере является идеальным случаем для изучения закономерностей процесса. В этой же атмосфере можно довольно четко проследить влияние скорости реакции на процесс насыщения. Прямые наблюдения за величиной коэффициента скорости реакции k, входящего в уравнение (24) для расчета распределения углерода по глубине слоя цементации, показали, что процесс протекает в смешанной диффузионно-кинетической области, т. е. величина k влияет на результаты распределения. Расчетное влияние скорости поверхностной реакции температуры и времени процесса для цементации углеродистой стали (С_о = 0) в типовой эндотермической атмосфере показано на рис. 11. Коэффициент k для этой атмосферы может быть рассчитан по уравнению

Рис. 11. Влияние скорости реакции на поверхности на распределение углерода по глубине слоя цементации стали

Для температуры цементации 925° его величина находится в пределах 1,0...1,5.10^-5 см/с в зависимости от состава и добавок метана. Слабая зависимость этого коэффициента от температуры приводит к тому, что при низких температурах (760—800°) его влияние на скорость диффузии углерода мало (диффузионная область), а при 950—1000° начинает оказываться довольно интенсивно.

Если вернуться к теории (см. гл. 1) и рассмотреть подробно выражение (11), то оказывается, что концентрация активного комплекса С⁺ связана с активностью образующегося активного комплекса ₊, откуда скорость реакции будет зависеть от концентрации и типа легирующего, элемента в твердом растворе. На рис. 12 показана зависимость коэффициента k от f _Cc^пл для 925° С при цементации легированных сталей в эндотермической атмосфере. Чем ниже активность элемента в твердом растворе, тем выше должна быть скорость реакции, откуда следует, что карбидообразующие элементы повышают значения k, а некарбидообразующие снижают эту величину.

Приведенные данные позволяют подробно проанализировать и рассчитать скорость диффузии углерода при цементации легированной стали в контролируемых по углероду газовых средах.

При цементации в твердом карбюризаторе при 925° приведенные ниже данные позволяют оценить зависимость глубины слоя от продолжительности процесса:

dслоя, мм... 0,4—0,7 0,6-0,9 0,8-1,2 1,0—1,4 1,4—1.8 2,0-2,4

Время, ч.... 4—5 5,5-6,5 6,5-10 8—11,5 11,5-16 19—24

Для газовой цементации данные примерно остаются на том же уровне. Приведенные данные являются ориентировочными для цементации мало- и среднелегированных сталей, высоколегированные же стали ведут себя иначе—процесс цементации в этом случае замедлен. Главная причина — малая растворимость углерода в твердом растворе (см., например, систему Fe — С — Сr на рис.4) и довольно низкое значение коэффициента диффузии; при этом диффузия в основном протекает с образованием карбидной фазы в поверхности.

§ 4. Режимы термической обработки стали после цементации и структра цементованного слоя

К цементованным, термически обработанным деталям предъявляются следующие требования:

1) поверхностная твердость должна составлять не менее 60 HRC и только в некоторых случаях 56—58 HRC;

2) изломы поверхностного слоя и сердцевины должны быть мелкозернистыми;

3) микроструктура поверхностного слоя должна состоять из мелкоигольчатого или безигольчатого мартенсита. Карбиды в виде сетки по границам зерен не допускаются. Допускается небольшое количество карбидов в виде глобулей и небольшое количество остаточного аустенита;

4) незначительное поверхностное обезуглероживание допускается лишь в случае последующего шлифования деталей;

5) в структуре сердцевины легированных сталей не допу­скаются остаточные количества феррита;

6) коробление и деформации деталей должны быть минимальны, что регулируется выбором оптимальной температуры цементации и закалки.

Рис. 13. Схема проведения режимов термической обработки цементованных изделии

Возможные режимы термической обработки обычно малоответственные детали представлены на рис. 13. По варианту I—III обрабатываются. Это или непосредственная закалка в масле с температуры цементации, или предварительное (перед закалкой) подстуживание (не ниже А_с1) с последующим низким отпуском (180—220° С). Иногда вместо отпуска применяют закалку в горячее масло с t= 180°. При наличии, большого количества А_ост, возможна обработка холодом после закалки (III вариант). Если детали требуют механической обработки после цементации, то охлаждение после цементации ведут на воздухе (IV вариант), дальнейшая закалка проводится или с температур выше А_с3, если имеются повышенные требования к сердцевине, или выше A_c1, если таковые отсутствуют. Если у легированных сталей после охлаждения на воздухе образуется мартенсит, то для проведения механической обработки после цементации производится высокий отпуск для образования сорбита (V вариант). Высокий отпуск также способствует уменьшению после закалки остаточного аустенита. Для ответственных деталей для упрочнения слоя и сердцевины дополнительно проводится двойная за­калка (VI вариант). Высокотемпературная закалка проводится для изменения зерна сердцевины, низкотемпературная—для получения мелкоигольчатого мартенсита в поверхности и уменьшения большого количества остаточного аустенита, полученного в результате первой закалки, причем также возможна дополнительная обработка холодом. Этот вариант типичен для обработки сталей типа 12ХНЗА, 20Х2Н4А, 18Х2Н4ВА и им подобным. Если после цементации не требуется механическая обработка, то может быть рекомендован VII режим: с изотермической выдержкой (~5 мин) при 220° после закалки. При этом в сердцевине названных легированных сталей получается мартенситная структура, а в поверхности мартенситная структура получается лишь частично. Во время последующего отпуска при ~520° (1 час) в сердцевине образуется сорбит, а аустенит поверхности еще остается устойчивым. Далее после охлаждения с температуры отпуска и дальнейшей обработки холодом с низким отпуском получаются оптимальные свойства сердцевины и поверхности, причем твердость сердцевины на 5—10 единиц меньше, чем по варианту VI (30—32 HRC вместо 35—42 HRC).

Перечисленные режимы, кроме режимов I—III, пригодны для цементации и в газовых, и в твердых карбюризаторах (непосредственная закалка или закалка с подстуживанием после цементации с реконсервацией герметизированных коробок удовлетворительно выполнена быть не может).

Нержавеющие высокохромистые стали типа 2Х13, Х17Н2 и другие после цементации рекомендуется закаливать с повышенных температур 1000—1020°, обрабатывать холодом (-60...-70° С) и отпускать при 150—180° С (возможен и высокий отпуск вместо обработки холодом, который в большей степени способствует распаду остаточного аустенита).

При внимательном анализе режимов термической обработки цементованных изделий в принципе возможно довольно полно представить структуру слоя и сердцевины сталей. Если диффузионное насыщение приводит к переменной концентрации углерода по глубине слоя, то после медленного равновесного охлаждения приповерхностные слои углеродистых сталей должны иметь структуру заэвтектоидной (перлит с сеткой цементита по границам зерен) или эвтектоидной стали, слои со средним содержанием углерода (0,6—0,4%) после охлаждения имеют структуру доэвтектоидной стали (перлит + феррит). Соответственно после повторной закалки конечные структуры этих зон отражают кинетику распада аустенита при охлаждении для соответствующей концентрации углерода. При повторной закалке заэвтектоидной зоны с температуры ниже А _ст есть опасность сохранения цементной сетки, что нежелательно, при повышении же t_зак выше А _ст появляются большие количества остаточного аустенита и крунноигольчатый мартенсит. Поэтому не следует допускать паресыщений поверхности или же необходимо проведение в этом случае двойной закалки.

Повышение устойчивости аустенита легированных сталей дает отличную кинетику распада аустенита в сечениях с разным содержанием углерода. Это и приводит к образованию в сердцевине и переходной зоне после закалки структур типа сорбит—троостит, а в поверхности отдельных глобулей карбидов и больших количеств остаточного аустенита (при закалке с высоких температур).

Причем, если в процессе насыщения углеродный потенциал превышает предел растворимости углерода в аустените, то образующиеся карбиды понижают устойчивость аустенита, и в этой зоне при закалке Пост не образуется, зона его сдвигается в этом случае вглубь. Если же карбиды не образуются ни в процесс выдержки при цементации, ни при переохлаждении, то зона остаточного аустенита начинается сразу от поверхности.

Теперь остановимся вкратце на аномалиях в структуре цементованных изделий. Практически трудно устранимой аномалией является наличие в тонком поверхностном слое 20— 40 мкм зоны внутреннего окисления легирующих элементов, которая после закалки присутствует в виде темных участков на нетравленном шлифе в основном по границам зерен (трооститная сетка). В гл. 1 уже указывалось на это явление.

В цементованной стали, содержащей Mn, Cr, Si и Ti, под влиянием диффузии в аустените кислорода из газовой фазы и связывания им на своем пути в окислы указанных элементов развивается зона, где главным образом по границам зерен легирующие элементы отсутствуют в твердом растворе, что и приводит при закалке к образованию троостита в этих местах («темная составляющая»).

Путь борьбы с этим дефектом структуры—максимально возможное снижение в газовой фазе отношения р_H2O / р_Н2 или р_СО2 / р_СО что достигается, например, при вакуумной цементации, а также отсутствие в составе стали вышеназванных элементов с заменой их на Мо и Ni, в присутствии которых внут­реннее окисление не развивается. Еще один путь — подача в конце процесса в цементационную печь добавок аммиака. Диффундирующий атомарный азот при этом является тем легирующим элементом, который восполняет потери выше­указанных элементов, и, повышая прокаливаемость, уничтожает видимые следы троостита в структуре, хотя само по себе явление ВО не устраняется. Однако было бы неправильным считать, что «темная составляющая» есть не что иное, как трооститная сетка.

Такая же сетка образуется на обезуглероженном феррите легированных сталей без закалки и представляет собой сетку окислов по границам. Таким образом, образование окислов по границам зоны (а на самой поверхности в пределах 2— 3 мкм наблюдается обычно сплошной слой окислов шпи-нельного типа) и обеднение границ легирующим элементом приводит к образованию троостита лишь при закалке в масло, где прокаливаемость стали без легирующих элементов чрезвычайно мала или вовсе отсутствует. Процессы внутреннего окисления являются также, видимо, причиной и другой известной анормальности мелкозернистой стали—образования в заэвтектоидной зоне наряду со структурно свободным цементитом сетки феррита, окружающей сетку цементита, Это явление в основном развивается в твердом карбюризаторе с минимальным количеством восстановительных компонентов. Судя по всему, граничная диффузия кислорода (чем мельче зерна и больше протяженность границ, тем интенсивнее развитие этой диффузии) при цементации приводит к образованию смешанных окислов легирующих элементов и железа. Дальнейшее переохлаждение приводит к выделе­нию цементита по границам; причем здесь действуют два потока углерода—к цементиту и к окислам с образованием оксикарбидов. Твердый раствор аустенита вблизи границ обедняется углеродом, а так как он обеднен и легирующими элементами, то точка A_r1, повышается и вблизи границ происходит образование феррита. При дальнейшем охлаждении границы ферритных зерен служат местами зарождения перлитных колоний.

Анормальные структуры стали при закалке склонны к образованию «мягких пятен». Для устранения этого явления проводят более длительную выдержку при нагреве под закалку с повышенных температур и охлаждения в наиболее «резких» закаливающихся средах

§ 5. Свойства цементованной стали.

В начале главы указывались оптимальные количества углерода в поверхностном слое, приводящие к наиболее высоким свойствам цементованных изделий. На рис. 14 показано влияние концентрации углерода в поверхностном слое и глубины слоя на сопротивление стали 18Х2Н4ВА статическому изгибу, а на рис. 15—зависимость s_ИЗГ и s_-1 стали ЗОХГГ от концентрации углерода и различных режимов насыщения.

Рис. 14. Влияние концентрации углерода в поверхностном слое и глубины насыщения на прочность при изгибе стали 18Х2Н4ВА после цементации и термообработки

Как следует только из этих выборочных данных, свойства сталей после цементации очень высокие, однако в значительной степени зависят от режимов обработки. Даже комбинирование режимов с получением различного профиля углерода в слое и то существенно влияет на свойства. Режимы термообработки, приводящие к различным структурным состояниям слоя и сердцевины, также оказывают существенную роль. Повышенное количество остаточного аустенита в слое, например, повышает изгибную прочность, однако отрицательно сказывается на контактной выносливости. Наличие мелкодисперсных карбидов в поверхности снижает σ_изг и σ_-1 однако положительно влияет на контактную выносливость.

Температура отпуска после цементации, приводя к изменению концентрации углерода в мартенсите, также может существенно сказаться свойствах.

Оптимальной температурой отпуска для теплоустойчивых сталей, легированных Мо, W, Si, V, Ti является температура 200—230° С в отличие от остальных, где она составляет 160—180° С. Общей положительной характеристикой цементованного слоя является наиболее благоприятное распределение в нем внутренних остаточных напряжений. Наличие на поверхности высоких значений сжимающих напряжений как раз и обусловливает высокую изгибную и контактную усталостную выносливость.

Рис. 15. Предел прочности при изгибе и предел выносливости стали ЗОХГТ, цементованной по трем режимам с различным содержанием углерода в поверхности (1 режим — одноступенчатый — 0,8% С, 2 — двухступенчатый (1,3—1,4%) — 0,8% С, 3—1,3—1,4% С)

Наличие остаточного аустенита в поверхности, уменьшение тетрагональности мартенсита при низком отпуске способствует уменьшению уровня сжимающих напряжений в слое и снижению соответственно вышеназванных свойств. Существуют дополнительные способы повышения значений напряжений сжатия на поверхности: дробеструйная обработка (наклеп дробью), обкатка роликом и др.

Для нержавеющих сталей цементация, не ухудшая сопротивления коррозии, значительно улучшает износостойкость.

Единственным недостатком цементуемых сталей является их весьма низкая теплопрочность слоя (в отличие от азотирования), которая может быть повышена только введением больших количеств Si, Мо и W, что для серийного машиностроения является нетехнологичным и экономически невыгодным.

Дата добавления: 2015-07-08